金属零部件的制造过程涉及合金设计、原材料制备、冶炼、铸坯、锻轧、热处理、精密冷加工等，研究工作理应贯穿金属制造与服役的全生命周期。只有贯通全生命周期技术链，金属的性能才能充分发挥。以往的工艺技术研究多注重“点”的突破，而在金属材料与零部件的加工中间经常出现“断链”现象，导致高端零部件的性能不合格、不稳定、不可靠，甚至大量依赖进口。为解决上述问题，本文以直径8 m级盾构机主轴承研制为例，从套圈用轴承钢的V、B、稀土共合金化设计出发，基于高纯净、高均质轴承钢的制造和高性能轴承零部件精密加工，阐述了轴承制造全流程的关键技术及其关联性，重点介绍了连接轴承材料到轴承零部件的热处理技术和大型滚子的精密加工技术。在此基础上，成功制造了性能优异的大型盾构机主轴承，具备进口替代能力。基于此，本文提出了金属链创制的学术思想，即从材料设计的源头出发，对合金设计、原材料制备、冶炼、铸坯、锻轧、热处理、精密冷加工、装配制造、检测评价、应用考核等全链条进行研发，通过从全链条角度识别各工序的关键数据，并对其进行调控和传递，迭代优化，贯通技术链，打造创新链，对接产业链，实现金属材料与高端零部件的可控制造。

传统工艺制备Mg/Mg双金属件流程复杂、成形效率低，电弧熔丝增材制造(WAAM)在提高大尺寸双金属件成形效率方面具有技术优势。为提高大尺寸Mg/Mg双金属件的成形效率和界面性能，本工作采用WAAM技术制备了Mg-Al-Si/Mg-Gd-Y-Zn双金属薄壁，研究了双金属件的宏观形貌、微观组织、显微硬度和力学性能。结果表明，该双金属件通过WAAM实现了良好的界面结合，双金属的界面为厚度约1.4 mm的过渡区。EPMA结果表明，过渡区内形成了成分梯度，从Mg-Al-Si合金侧到Mg-Gd-Y-Zn合金侧，Al和Si元素的含量逐渐降低，而Gd、Y和Zn元素的含量逐步增加。根据非平衡凝固相图和微观组织分析，双金属件由3个区域组成，分别是存在汉字状Mg₂Si相的Mg-Al-Si区，具有粒状Mg₂Si相、Mg₃(Gd, Y)相及Mg₅(Gd, Y)相的过渡区和以Mg₁₂Zn(Gd, Y)相为主的Mg-Gd-Y-Zn合金区。自Mg-Al-Si侧向Mg-Gd-Y-Zn侧，过渡区内的显微硬度从57 HV_0.5连续增加到90 HV_0.5。室温拉伸结果表明，双金属的强度接近Mg-Al-Si合金，极限抗拉强度和屈服强度分别为236.8和102.2 MPa，延伸率和加工硬化指数接近Mg-Gd-Y-Zn合金，分别为11.0%和0.323。WAAM Mg-Al-Si/Mg-Gd-Y-Zn双金属件的断裂位置位于过渡区，Mg-Al-Si合金的断裂机制以韧性断裂为主，而双金属和Mg-Gd-Y-Zn合金的断裂机理均为准解理断裂。

镍基高温合金由于其优异的抗氧化抗腐蚀性能以及良好的组织稳定性，广泛应用于航空航天发动机中涡轮盘等关键热端部件以及超超临界电站的耐热材料。γ'以及γ''相作为镍基高温合金中主要强化相，在合金中发挥重要的强化作用。本工作研究了750 ℃、120 MPa条件下，不同形貌特征的γ'和γ''相强化镍基高温合金的蠕变行为。结果表明，合金中γ'和γ''相尺寸变化会导致蠕变变形行为和蠕变性能的改变。合金析出细小γ'/γ''相时，仅少量位错切入γ'/γ''相，并形成贯穿γ基体和γ'/γ''相的连续层错，合金蠕变性能较差；随着γ'/γ''相尺寸增加，位错易切入γ'相，并在γ'相中形成层错，蠕变性能显著提升；γ'相尺寸继续增大，位错在γ/γ'界面堆积，呈环状包裹γ'相，导致合金蠕变性能降低。晶界附近析出的有害Laves相会弱化晶界；在晶界处析出适量的η/δ相能够提高晶界强度，抑制裂纹扩展，显著提高合金的蠕变寿命；而晶内析出的粗大η/δ相则为裂纹形核提供有利位置，加速合金失效。

为系统揭示FGH96合金静态再结晶机制，指导其固溶处理工艺制定，本工作在1100~1260 ℃温度范围内对锻态FGH96合金进行固溶处理，采用EBSD及TEM等手段研究了FGH96合金静态再结晶过程中的显微组织演化规律，分析了FGH96合金静态再结晶机制及Σ3孪晶界的形成机理。结果表明，固溶温度会影响FGH96合金的晶粒尺寸及晶界特征(小角度晶界、大角度晶界和Σ3孪晶界)，且随着固溶温度提高，晶粒尺寸及晶界特征呈现出特定的演化规律。FGH96合金的静态再结晶机制以亚晶形核长大机制为主，且在静态再结晶过程中，平行于(\mathrm{11}\overline{\mathrm{1}})密排面的原子堆垛出现错排而形成层错，为了降低体系的自由能，后续在(\mathrm{11}\overline{\mathrm{1}})密排面上堆垛的原子应以与该层错呈晶面对称的方式进行堆垛，以提高体系的对称性，降低体系能量，从而形成了Σ3孪晶界。

O元素会影响亚稳β型钛合金的塑性变形方式，从而影响合金的低温力学性能。利用HRTEM、FIB、EBSD、SEM、OM和配备了低温系统的电子万能试验机等研究了2种不同O含量(0.2%和0.4%，质量分数)的β型Ti-15Mo合金(分别命名为0.2O和0.4O合金)在20 K下的拉伸力学性能。结果表明，20 K下，0.2O合金具有较好的抗拉强度(1825 MPa)和延伸率(7.5%)匹配，呈现典型的微孔聚集型断裂特征；而0.4O合金具有高的抗拉强度(1973 MPa)，但延伸率较低(1.5%)，呈现典型的解理断裂特征。2者超低温力学性能的差异主要取决于O含量对{332}<113>孪晶形成的影响，前者中形成了大量孪晶，而后者仅在断口附近产生了少量孪晶。0.2O合金高的强度归因于{332}<113>孪生的临界分切应力大幅提高，而较高的延伸率则是因为大量孪晶的产生阻碍了局部塑性变形。此外，该合金的拉伸曲线呈现典型的锯齿状特征，并且拉伸试样出现了多处缩颈。缩颈区域产生的孪晶阻碍了局部塑性变形的进行，进一步提高了强塑性匹配。因此，有效利用间隙元素O能够调控亚稳β型钛合金的超低温力学性能。

为了考察粉末不同批次间的粒度差异对成形钛合金产品的性能和尺寸影响，本工作选取了3种粒度(平均粒度D₅₀ = 125、94和73 μm)的Ti-5Al-2.5Sn ELI预合金粉末，采用粉末冶金热等静压工艺在940 ℃、120 MPa、3 h的制度下制备了闭式叶轮，对各叶轮进行了815 ℃、1.5 h的退火热处理，通过X射线检测等技术探测了叶轮中可能存在的孔隙缺陷，利用SEM和TEM对显微组织进行观察，并结合低温拉伸实验分析了粉末粒度对闭式叶轮本体力学性能的影响。结果表明，采用不同粒度粉末制备出的叶轮各部位显微组织均匀，本体取样力学性能均达到变形态合金水平，77 K下试棒的抗拉强度约1300 MPa，延伸率可达20%，在拉伸断口附近的组织中观察到{\mathrm{10}\overline{\mathrm{1}}\mathrm{2}}、{\mathrm{10}\overline{\mathrm{1}}\mathrm{1}}、{\mathrm{11}\overline{\mathrm{2}}\mathrm{2}}孪晶。对成形的闭式叶轮尺寸的测绘结果表明，叶轮的尺寸收缩特点与粉末粒度相关，粉末的平均粒度(D₅₀：70~130 μm)越小，体积收缩越大。采用有限元方法对粉末冶金热等静压成形后叶轮尺寸进行预测，并与制备的叶轮实测尺寸进行对比。结果表明，模拟预测的收缩规律与实际尺寸收缩一致，其中内部流道区域预测偏差值小于0.3 mm。

钛合金的初始α片层组织特征对其热机械加工过程中的显微组织演化及力学性能具有重要影响，掌握初始α片层组织演化规律是实现钛合金微观组织和力学性能精准调控的前提条件。本工作通过中断炉冷热处理方法研究了Ti6246钛合金β→α相转变过程中初始α片层组织的演变规律，分析了晶界α相(α_GB)的生长行为及其对后续晶内α片层生长、微织构强度的影响。结果表明，钛合金由β单相区缓冷至α + β两相区的过程中，与两侧β晶粒都符合Burgers取向关系(BOR)的α_GB (2-BOR α_GB)优先在β晶界处形核。而后，与2-BOR α_GB取向相近的晶内α片层在α_GB处形核并向两侧β晶粒内生长，2-BOR α_GB与两侧α片层在晶界处形成较强的微织构。在α相生长早期，两侧β晶粒与2-BOR α_GB的BOR偏差越小，较强的微织构形成越早。除2-BOR α_GB优先发生β→α相转变外，与单侧β晶粒符合BOR的α_GB (1-BOR α_GB)也形核生长，但是，与1-BOR α_GB取向相近的晶内α片层仅在符合BOR的单侧β晶粒内形成，而在另一侧β晶粒中则形成取向不同的晶内α片层，在晶界处形成较弱的微织构。

为了推动Zn-2.0Al-1.5Mg镀层在腐蚀性较重的海洋大气环境下服役，本工作采用室内干/湿交替循环腐蚀试验(CCT)方法、腐蚀失重、SEM、XRD、EIS和动电位极化等手段，对Zn-2.0Al-1.5Mg镀层在模拟海洋大气中的腐蚀行为(腐蚀动力学、腐蚀产物演化、腐蚀形貌、电化学行为等)进行研究。结果表明：腐蚀168 h，腐蚀产物为ZnO，随着腐蚀时间的延长，腐蚀产物主要为Zn₅(OH)₈Cl₂·H₂O，到1848 h，腐蚀产物中还有少量的Zn(OH)₂·0.5H₂O；ZnO出现的主要原因之一是干/湿交替时间缩短，而Zn(OH)₂·0.5H₂O的出现与腐蚀后期Mg或Al元素的消耗有关。在模拟海洋大气中，Zn-2.0Al-1.5Mg镀层腐蚀速率随时间呈M型变化，腐蚀速率变化与腐蚀产物的演化密切相关。840 h前腐蚀速率大体呈上升趋势，仅在336~504 h 阶段腐蚀速率减小，其原因可能与腐蚀产物ZnO的消失和Zn₅(OH)₈Cl₂·H₂O的比例增多有关。

新型Nb稳定化奥氏体钢被视为铅冷快堆的候选结构材料，在制备或服役过程中会产生初生或二次NbC，NbC在液态铅铋中的腐蚀行为及其对材料耐腐蚀性能的影响目前尚不明确。采用SEM、EPMA、XRD、TEM等手段研究了一种含Nb奥氏体不锈钢分别在550和600 ℃静态饱和氧液态Pb-Bi共晶(LBE)中的腐蚀性能，重点考察了腐蚀过程中初生NbC的演化行为及其对氧化层形成的影响。结果表明，550 ℃下初生NbC的氧化倾向与其在样品中的分布位置有关，位于样品原始表面的NbC易发生氧化，而位于样品内部的NbC则不会发生氧化，这是由于内氧化层中的氧分压尚未达到NbC氧化所需的平衡氧分压。温度提高至600 ℃后，氧分压达到了NbC氧化的平衡氧分压，位于样品原始表面以及样品内部的NbC均会发生氧化。NbC氧化成Nb₂O₅的Pilling-Bedworth比(PBR)大于2，对周边区域的氧化层产生较大的压应力，导致氧化态NbC周围氧化层中产生微裂纹。同时，NbC氧化伴随着CO₂气体的产生，位于样品内部的NbC氧化产生的CO₂降低了氧化层致密性，使得氧化层的生长速率加快。

为探究海工钢极地环境适用性，本工作基于室外暴露实验，通过腐蚀速率测试、腐蚀形貌分析以及腐蚀产物分析等方法，研究了Q460和Q690低合金钢在南极大气环境下暴露1个月和12个月的腐蚀行为。结果表明，南极低温环境冰层、雪层覆盖下电化学腐蚀过程依然可以发生。暴露初期，冰雪冻-融环境导致液膜长周期存在，促进了腐蚀的进行并且加速了局部腐蚀，Q460和Q690钢的腐蚀速率分别为29.7和77.0 μm/a。暴露12个月后，腐蚀速率分别降低至10.7和18.7 μm/a，腐蚀产物主要由α-FeOOH、γ-FeOOH、β-FeOOH和Fe₃O₄/γ-Fe₂O₃组成。由于Cl^-的存在，Q460钢和Q690钢的锈层产生了较多的β-FeOOH和裂纹。长周期暴露时，金属表面被冰雪所覆盖，冰层以及锈层对溶解氧及侵蚀性离子的阻挡使得腐蚀的发生受到了抑制,并且局部腐蚀向均匀腐蚀演变。

Ni-Cr-Mo-V钢在深海环境的长期服役过程中会受到复杂力学环境的影响，可能会引发严重的腐蚀失效。为探究静水压力环境中Ni-Cr-Mo-V钢的应力腐蚀开裂敏感性，采用电化学测试方法、微观形貌表征手段和慢应变速率拉伸实验研究了静水压力和拉伸应力交互作用下Ni-Cr-Mo-V钢的局部腐蚀行为和应力腐蚀行为。结果表明，静水压力和拉伸应力交互作用对Ni-Cr-Mo-V钢局部腐蚀行为的双重作用会影响其应力腐蚀行为。一方面，拉伸应力与静水压力的交互作用加速了点蚀坑的扩展，并影响了腐蚀产物在基体表面的附着。另一方面，静水压力和拉伸应力促进了金属离子在Ni-Cr-Mo-V钢表面的水解，从而导致金属表面积累更多的H⁺。

在现有研究中，低活化9Cr-ODS钢虽然具有优异的高温性能，但其低周疲劳性能及微观组织演变规律尚未全面揭示，本工作旨在揭示其在不同应变幅下的循环响应和裂纹扩展特性。采用应变控制测试方法，研究了低活化9Cr-ODS钢在0.3%~0.8%应变幅范围内的室温低周疲劳性能，包括循环应力响应曲线、滞后回线、应变幅与寿命以及应力幅与塑性应变的关系，给出了相应的疲劳参数，并分析了疲劳过程中微观组织演变、疲劳断口形貌及裂纹扩展特性等。结果表明，9Cr-ODS钢的循环应力响应行为与应变幅有关。随应变幅增加，材料的峰值拉应力增加，疲劳寿命降低，循环应变-寿命满足Coffin-Manson关系。9Cr-ODS钢在所有应变幅下未出现明显的循环硬化，但在0.5%~0.8%较高应变幅范围内发生了一定的循环软化。微观组织分析表明，随循环应变幅增加，亚结构发生了回复，位错密度降低，平均晶粒尺寸及大角度晶界占比逐渐增加，从而导致9Cr-ODS钢的循环软化。疲劳裂纹起源于样品表面，但裂纹源附近均未发现明显的夹杂物或析出相。裂纹以穿晶方式扩展，9Cr-ODS钢细的原始奥氏体晶界及亚晶界对裂纹扩展具有强烈的抑制作用。此外，在相同低应变幅且不降低循环疲劳寿命条件下，9Cr-ODS钢所能承受的峰值拉应力达到低活化铁素体/马氏体钢的2倍，显示出较优越的低周疲劳强度。

不锈钢复合钢筋是一种新型复合结构材料，能够满足海洋服役的苛刻性能需求，从而有效解决基础材料产能过剩问题。产品复合界面质量往往取决于界面微观组织和界面化合物分布等，变形参数则是界面质量控制的基础，通过控制压下率可以获得复合界面均匀且性能优异的产品。本工作针对不锈钢复合钢筋304/Q235开展高温热压缩实验，研究应变速率1 s^-1，压下率20%、40%和60%条件下近界面微观组织演变特征，阐明近界面不锈钢侧微观组织动态形核机制以及晶界迁移过程；基于非稳态条件下单向流动的Fick第二定律，建立复合界面过渡区域元素扩散模型，进一步研究界面微观组织演变和元素扩散行为的相关性。结果表明，变形温度为1000 ℃时，界面两侧晶粒动态再结晶比例不协调，碳钢侧晶粒发生完全动态再结晶，而不锈钢侧晶粒仅在高压下率工况下受位错机制主导发生较为显著的动态再结晶。变形温度为1100 ℃时，不锈钢侧的动态再结晶由孪生机制主导控制，Σ3孪晶对再结晶过程起加速作用，界面两侧变形协调性显著提高。进一步研究表明，晶粒细化和位错、孪晶等缺陷的移动对元素扩散行为具有促进作用，界面化合物演变和空洞闭合对界面元素扩散行为也具有明显提升效果。此外，采用Boltzmann-Matano法确定Matano面位置，引入Levenber-Marquardt多元非线性参数拟合方法，构建的元素扩散模型能够精确反映复合界面过渡区域的元素浓度，为复合材料金属间冶金结合质量提升、界面性能调控提供理论支撑。

针对中锰钢奥氏体中形成的Mn化学界面，基于晶体塑性理论框架，建立了考虑位错密度演化及形变诱导相变的晶体塑性模型，研究了单一奥氏体晶粒内部存在化学界面情况下的微观变形行为，获得了奥氏体晶粒内部应力、应变及位错密度的分布，以及变形过程中形变诱导相变分数的演化。结果显示，奥氏体中化学界面的存在不仅能引起晶粒内部的应力与应变产生微区配分，即富Mn侧奥氏体承载更多的应力，贫Mn侧奥氏体承载更多的应变，而且会使同一个奥氏体晶粒内部各处的机械稳定性呈现差异性分布，使奥氏体在变形过程中渐次地发生相变诱导塑性(TRIP)效应，从而提高材料的强度和塑性。